WO2015097882A1 - 熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板 - Google Patents

熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板 Download PDF

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    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article

Definitions

  • the present invention relates to a hot-pressed steel sheet member used for machine structural parts and the like, a manufacturing method thereof, and a hot-press steel sheet.
  • Patent Documents 1 and 2 describe a method called hot pressing for the purpose of obtaining high formability in a high-strength steel sheet. According to hot pressing, a high-strength hot-pressed steel plate member can be obtained by forming a high-strength steel plate with high accuracy.
  • Patent Documents 3 to 5 describe high-strength hot-pressed steel sheets for the purpose of improving ductility. However, it is difficult to obtain sufficient impact characteristics with these conventional hot-pressed steel sheets. is there. Patent Documents 6 to 8 also describe techniques related to hot pressing, but it is difficult to obtain sufficient impact characteristics.
  • An object of the present invention is to provide a hot-pressed steel sheet member that can obtain excellent impact characteristics while having high strength, a manufacturing method thereof, and a hot-press steel sheet.
  • the inventor of the present application examined the cause of difficulty in obtaining excellent collision performance even with a conventional high-strength hot-pressed steel sheet member aimed at improving ductility. As a result, it became clear that not only the improvement of ductility but also the improvement of bendability is important for improving the impact performance. The bendability is also important because extreme plastic deformation occurs in the hot pressed steel sheet member at the time of collision, and the surface layer portion of the hot pressed steel sheet member may be subjected to severe bending deformation. It has also been clarified that the importance of bendability becomes apparent when the tensile strength is 980 MPa or more.
  • the inventor of the present application has conducted extensive studies based on such knowledge, and as a result, has a chemical composition containing a predetermined amount of C and Mn and a relatively large amount of Si, and has a predetermined steel structure.
  • the steel structure is a multiphase structure containing ferrite and martensite, and the area ratio of ferrite in the surface layer part is compared with the inner layer part
  • an elevated hot pressed steel sheet member can be obtained.
  • the present inventor has also found that the hot-pressed steel sheet member has a high tensile strength of 980 MPa or more and also has excellent ductility and bendability. And this inventor came up with the aspect of the invention shown below.
  • the chemical composition is mass%, Ti: 0.003% to 0.20%, Nb: 0.003% to 0.20%, V: 0.003% to 0.20%, Cr: 0.005% to 1.0%, Mo: 0.005% to 1.0%, Cu: 0.005% to 1.0%, and Ni: 0.005% to 1.0%
  • the hot-pressed steel sheet member according to (1) containing one or more selected from the group consisting of:
  • the chemical composition is mass%, Ca: 0.0003% to 0.01%, Mg: 0.0003% to 0.01%, REM: 0.0003% to 0.01%, and Zr: 0.0003% to 0.01%
  • the chemical composition is mass%, Ti: 0.003% to 0.20%, Nb: 0.003% to 0.20%, V: 0.003% to 0.20%, Cr: 0.005% to 1.0%, Mo: 0.005% to 1.0%, Cu: 0.005% to 1.0%, and Ni: 0.005% to 1.0%
  • the hot-press steel plate according to (6) which contains one or more selected from the group consisting of:
  • the chemical composition is mass%, Ca: 0.0003% to 0.01%, Mg: 0.0003% to 0.01%, REM: 0.0003% to 0.01%, and Zr: 0.0003% to 0.01%
  • the manufacturing method of the hot press steel plate member characterized by having.
  • the hot-pressed steel sheet member according to the present invention is used for a body structure part of an automobile, even if a collision that causes extreme plastic deformation occurs, the impact is absorbed along with the bending deformation of the surface layer portion. be able to.
  • Embodiments of the present invention relate to a hot-pressed steel sheet member having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • % which is a unit of content of each element contained in a steel plate member or a hot-press steel plate, means “% by mass” unless otherwise specified.
  • the chemical composition of the steel sheet member according to this embodiment is, in mass%, C: 0.10% to 0.34%, Si: 0.5% to 2.0%, Mn: 1.0% to 3.0%. %, Sol. Al: 0.001% to 1.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0% to 0.20%, Nb: 0% ⁇ 0.20%, V: 0% ⁇ 0.20%, Cr: 0% ⁇ 1.0%, Mo: 0% ⁇ 1.0%, Cu: 0% ⁇ 1.0%, Ni: 0% -1.0%, Ca: 0% -0.01%, Mg: 0% -0.01%, REM: 0% -0.01%, Zr: 0% -0.01%, B: 0% -0.01%, Bi: 0% -0.01%, balance: Fe and impurities.
  • the chemical composition of the steel sheet for hot pressing used for manufacturing the steel sheet member according to this embodiment is mass%, C: 0.11% to 0.35%, Si: 0.5% to 2.0%, Mn: 1.0% to 3.0%, sol. Al: 0.001% to 1.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0% to 0.20%, Nb: 0% ⁇ 0.20%, V: 0% ⁇ 0.20%, Cr: 0% ⁇ 1.0%, Mo: 0% ⁇ 1.0%, Cu: 0% ⁇ 1.0%, Ni: 0% -1.0%, Ca: 0% -0.01%, Mg: 0% -0.01%, REM: 0% -0.01%, Zr: 0% -0.01%, B: 0% -0.01%, Bi: 0% -0.01%, balance: Fe and impurities.
  • the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • C (C for steel sheet for hot pressing: 0.10% to 0.34%, C for steel sheet for hot pressing: 0.11% to 0.35%)
  • C is a very important element that enhances the hardenability of the steel sheet for hot pressing and mainly determines the strength of the steel sheet member. If the C content of the steel sheet member is less than 0.10%, it is difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more. Therefore, the C content of the steel plate member is set to 0.10% or more. When the C content of the steel plate member exceeds 0.34%, the bendability and weldability are significantly reduced. Therefore, the C content of the steel plate member is set to 0.34% or less.
  • the C content of the steel sheet for hot pressing is preferably 0.30% or less, more preferably 0.25%. It is as follows. As will be described later, since the decarburization treatment of the hot press steel plate is performed during the production of the hot press steel plate member, the hot press steel plate contains a larger amount of C, and the C content is 0.11% or more and 0.35% or less.
  • Si 0.5% to 2.0%
  • Si is an element that is very effective in improving the ductility of the steel sheet member and ensuring the strength of the steel sheet member stably. If the Si content is less than 0.5%, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, the Si content is 0.5% or more. When the Si content exceeds 2.0%, the effects of the above action are saturated and disadvantageous economically, and the plating wettability is significantly reduced, resulting in frequent non-plating. Therefore, the Si content is 2.0% or less. From the viewpoint of improving weldability, the Si content is preferably 0.7% or more. From the viewpoint of suppressing surface defects of the steel plate member, the Si content is preferably 1.8% or less.
  • Mn is an element that is extremely effective in improving the hardenability of the steel sheet for hot pressing and ensuring the strength of the steel sheet member. If the Mn content is less than 1.0%, it is very difficult to secure a tensile strength of 980 MPa or more for the steel plate member. Therefore, the Mn content is 1.0% or more. In order to obtain the above action more reliably, the Mn content is preferably 1.1% or more. If the Mn content is more than 3.0%, the steel structure of the steel sheet member becomes a remarkable band shape, and the deterioration of bendability becomes remarkable. Therefore, the Mn content is 3.0% or less. From the viewpoint of productivity in hot rolling and cold rolling for obtaining a steel sheet for hot pressing, the Mn content is preferably 2.5% or less.
  • Al is an element having an action of deoxidizing steel to make the steel material sound. sol. If the Al content is less than 0.001%, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, sol. The Al content is 0.001% or more. In order to obtain the above action more reliably, sol. The Al content is preferably 0.015% or more. sol. If the Al content exceeds 1.0%, the weldability is significantly lowered, the oxide inclusions are increased, and the surface properties are remarkably deteriorated. Therefore, sol. Al content shall be 1.0% or less. In order to obtain better surface properties, sol. The Al content is preferably 0.080% or less.
  • P is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.05%, the weldability is remarkably reduced. Therefore, the P content is 0.05% or less. In order to ensure better weldability, the P content is preferably 0.018% or less. On the other hand, P has the effect
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the S content, the better. In particular, when the S content exceeds 0.01%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the S content is 0.01% or less. In order to ensure better weldability, the S content is preferably 0.003% or less, more preferably 0.0015% or less.
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.01%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.01% or less. In order to ensure better weldability, the N content is preferably 0.006% or less.
  • Ti, Nb, V, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca, Mg, REM, Zr, B, and Bi are not essential elements and are appropriately contained in steel plate members and hot-press steel plates up to a predetermined amount. It is an optional element that may be present.
  • Ti, Nb, and V are all elements that are effective in ensuring a stable strength of the steel sheet member. Therefore, 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of these elements may contain.
  • 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of these elements may contain.
  • Ti, Nb, and V if any content exceeds 0.20%, not only hot rolling and cold rolling for obtaining a steel sheet for hot pressing become difficult, but also the reverse In addition, it is difficult to stably secure the strength.
  • the Ti content, the Nb content, and the V content are all 0.20% or less.
  • the Cu content and the Ni content are both 1.0% or less.
  • the Ti content, the Nb content, and the V content are preferably 0.003% or more, and the Cr content, the Mo content, the Cu content,
  • the Ni content is preferably 0.005% or more. That is, “Ti: 0.003% to 0.20%”, “Nb: 0.003% to 0.20%”, “V: 0.003% to 0.20%”, “Cr: 0.005” % To 1.0% “,” Mo: 0.005% to 1.0% “,” Cu: 0.005% to 1.0% “, and” Ni: 0.005% to 1.0% " Preferably at least one of the above is satisfied.
  • Ca, Mg, REM, and Zr are all elements that contribute to the control of inclusions, in particular to fine dispersion of inclusions, and have an effect of increasing low-temperature toughness. Therefore, 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of these elements may contain. However, if the content of any of them is more than 0.01%, the deterioration of the surface properties may become obvious. Therefore, the Ca content, the Mg content, the REM content, and the Zr content are all 0.01% or less.
  • the Ca content, the Mg content, the REM content, and the Zr content are all preferably 0.0003% or more. That is, “Ca: 0.0003% to 0.01%”, “Mg: 0.0003% to 0.01%”, “REM: 0.0003% to 0.01%”, and “Zr: 0.0. Preferably, at least one of “0003% to 0.01%” is satisfied.
  • REM rare earth metal
  • REM content means the total content of these 17 elements.
  • Lanthanoids are added industrially, for example, in the form of misch metal.
  • B is an element having an effect of increasing the low temperature toughness of the steel sheet. Therefore, B may be contained. However, if the B content is more than 0.01%, the hot workability is deteriorated, and hot rolling for obtaining a hot-press steel sheet becomes difficult. Therefore, the B content is 0.01% or less. In order to improve low temperature toughness, the B content is preferably 0.0003% or more. That is, the B content is preferably 0.0003% to 0.01%.
  • Bi 0% to 0.01%
  • Bi is an element having an effect of making the steel structure uniform and increasing the low temperature toughness of the steel sheet. Therefore, Bi may be contained. However, if the Bi content is more than 0.01%, the hot workability is deteriorated, and hot rolling for obtaining a hot-press steel sheet becomes difficult. Therefore, the Bi content is 0.01% or less. In order to improve low temperature toughness, the Bi content is preferably 0.0003% or more. That is, the Bi content is preferably 0.0003% to 0.01%.
  • the area ratio of ferrite in the surface layer portion from the surface to a depth of 15 ⁇ m is more than 1.20 times the area ratio of ferrite in the inner layer portion which is a portion excluding the surface layer portion, and the inner layer portion has an area of %, Ferrite: 10% to 70%, martensite: 30% to 90%, and the total area ratio of ferrite and martensite: 90% to 100%.
  • the surface layer portion of the steel plate member means a surface portion from the surface to a depth of 15 ⁇ m
  • the inner layer portion means a portion excluding this surface layer portion. That is, the inner layer portion is a portion other than the surface layer portion of the steel plate member.
  • the numerical value related to the steel structure of the inner layer portion is, for example, the average value in the entire thickness direction of the inner layer portion, but the point where the depth from the surface of the steel plate member is 1/4 of the thickness of the steel plate member (hereinafter, this point) Can be represented by numerical values related to the steel structure at “1/4 depth position”. For example, if the thickness of the steel plate member is 2.0 mm, it can be represented by a numerical value at a point where the depth from the surface is 0.50 mm. This is because the steel structure at the 1/4 depth position shows an average steel structure in the thickness direction of the steel plate member. Therefore, in the present invention, the area ratio of ferrite and the area ratio of martensite measured at the 1/4 depth position are defined as the area ratio of ferrite and the area ratio of martensite in the inner layer portion, respectively.
  • the surface layer portion becomes rich in ductility, and even when it has a high tensile strength of 980 MPa or more, excellent ductility and bendability Can be obtained.
  • the area ratio of ferrite in the surface layer portion is 1.20 times or less than the area ratio of ferrite in the inner layer portion, minute cracks are likely to occur in the surface layer portion, and sufficient bendability cannot be obtained. Therefore, the area ratio of the ferrite in the surface layer portion is more than 1.20 times the area ratio of the ferrite in the inner layer portion.
  • the area ratio of ferrite in the inner layer portion is set to 10% or more.
  • the area ratio of ferrite in the inner layer portion is set to 70% or less.
  • the inner layer portion of the hot-pressed steel sheet member according to the present embodiment is preferably made of ferrite and martensite, that is, the total area ratio of ferrite and martensite is preferably 100%.
  • the phase or structure other than ferrite and martensite may include one or more selected from the group consisting of bainite, retained austenite, cementite, and pearlite.
  • the area ratio of the phase or structure other than ferrite and martensite in the inner layer portion is set to 10% or less. That is, the total area ratio of ferrite and martensite in the inner layer portion is 90% or more.
  • Such a steel plate member can be manufactured by processing a predetermined hot-press steel plate under predetermined conditions.
  • This steel sheet for hot pressing has an internal oxide layer with a thickness of 30 ⁇ m or less, the area ratio of ferrite in the region from the surface to a depth of 100 ⁇ m is 30% to 90%, and the region from the surface to a depth of 100 ⁇ m. It has a steel structure in which the area ratio of pearlite having an average particle size of 5 ⁇ m or more in the excluded region is 10% to 70%.
  • the thickness of the internal oxide layer is set to 30 ⁇ m or less.
  • the internal oxide layer can be observed with an electron microscope, and the thickness of the internal oxide layer can be measured with an electron microscope.
  • Ferrite in the region from the surface to a depth of 100 ⁇ m contributes to securing ferrite in the surface layer portion of the steel plate member. If the area ratio of ferrite in this region is less than 30%, it is difficult to make the area ratio of ferrite in the surface layer portion of the steel plate member more than 1.20 times the area ratio in the inner layer portion. Therefore, the area ratio of ferrite in the region from the surface to a depth of 100 ⁇ m is 30% or more. If the area ratio of ferrite in this region exceeds 90%, it is difficult to make the area ratio of ferrite in the inner layer portion of the steel plate member 70% or less. Therefore, the area ratio of ferrite in the region from the surface to a depth of 100 ⁇ m is 90% or less.
  • Perlite having an average particle diameter of 5 ⁇ m or more in the region excluding the region from the surface to a depth of 100 ⁇ m contributes to the formation of martensite in the inner layer portion of the steel plate member.
  • the area ratio of pearlite having an average particle diameter of 5 ⁇ m or more in this region is less than 10%, it is difficult to set the martensite area ratio in the inner layer portion of the steel sheet member to 30% or more. Therefore, the area ratio of this pearlite is 10% or more.
  • the area ratio of pearlite having an average particle diameter of 5 ⁇ m or more in this region is more than 70%, it is difficult to make the martensite area ratio in the inner layer portion of the steel plate member 90% or less. Therefore, the area ratio of this pearlite is 70% or less.
  • the area ratio of this pearlite is easily affected by the C content of the steel sheet for hot pressing.
  • the C content of the hot pressing steel sheet used for the production is 0. Often over 35%.
  • the average particle diameter of pearlite means the average value of the diameter of the pearlite grains in the rolling direction and the diameter in the sheet width direction (direction perpendicular to the rolling direction).
  • a hot-rolled steel plate for example, a hot-rolled steel plate, a cold-rolled steel plate, a hot-dip galvanized cold-rolled steel plate and the like can be used.
  • a hot-rolled steel sheet having the steel structure described above is hot-rolled by completing finish rolling at 850 ° C. or higher, holding it in the range of 720 ° C. to 650 ° C. for 10 seconds or more, and then winding in a temperature range of 600 ° C. or higher.
  • a cold-rolled steel sheet and a hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having the above steel structure are 720 ° C. or higher and 850 ° C. or lower in a mixed gas atmosphere of nitrogen and hydrogen having a dew point of ⁇ 10 ° C. or higher after cold rolling. It can manufacture through the annealing heated to a temperature range.
  • the manufacturing method of the steel plate member which concerns on this embodiment ie, the method of processing the steel plate for hot presses.
  • the hot press steel plate is heated to a temperature range of 720 ° C. or higher and Ac 3 points or lower, and after this heating, the C content on the surface of the hot press steel plate is set to 0.
  • a decarburization process is performed to reduce the mass by 0005 mass% to 0.015 mass%, and after this decarburization process, hot pressing is performed to cool to the Ms point at an average cooling rate of 10 ° C./second to 500 ° C./second.
  • Heating temperature of steel sheet for hot pressing Temperature range of 720 ° C or more and Ac 3 points or less
  • Heating of the steel sheet to be subjected to hot pressing that is, the steel sheet for hot pressing is performed in a temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less.
  • Ac 3 point is the temperature (unit: ° C.) at which the austenite single phase is defined by the following empirical formula (i).
  • the heating temperature is 720 ° C. or higher.
  • the heating temperature is set to Ac 3 points or less.
  • the heating rate up to a temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less and the heating time held in the temperature range are not particularly limited, but are preferably in the following ranges, respectively.
  • the average heating rate in the heating up to a temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less is 0.2 ° C./second or more and 100 ° C./second or less.
  • the average heating rate is 0.2 ° C./second or more, higher productivity can be secured.
  • the heating temperature can be easily controlled in the case of heating using a normal furnace.
  • the heating time in the temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less is preferably 1 minute or more and 10 minutes or less.
  • the heating time is the time from when the temperature of the steel sheet reaches 720 ° C. until the end of heating.
  • the end of heating is when the steel plate is taken out of the heating furnace in the case of furnace heating, and when the energization or the like is ended in the case of energization heating or induction heating.
  • the heating time is more preferably 4 minutes or more.
  • the steel structure of the steel plate member can be made finer, so that the low temperature toughness of the steel plate member is further improved.
  • Decarburization amount in decarburization treatment 0.0005 mass% to 0.015 mass%
  • ferrite is more easily formed in the portion that becomes the surface layer portion of the steel plate member than in the portion that becomes the inner layer portion.
  • the amount of decarburization is less than 0.0005% by mass, the above effect cannot be obtained sufficiently, and it is difficult to make the area ratio of ferrite in the surface layer portion more than 1.20 times the area ratio of ferrite in the inner layer portion. It is. Therefore, the amount of decarburization is 0.0005 mass% or more.
  • the amount of decarburization exceeds 0.015% by mass, it is difficult to secure a sufficient amount of martensite in the steel plate member due to bainite transformation during the decarburization process, that is, to obtain a tensile strength of 980 MPa or more. is there. Therefore, the amount of decarburization is 0.015 mass% or less.
  • the amount of decarburization can be measured using, for example, a glow discharge emission spectrometer (GDS) or an electron probe micro analyzer (EPMA). That is, the amount of decarburization can be obtained by analyzing the surface of the steel sheet for hot pressing before and after the decarburization treatment and comparing the results.
  • GDS glow discharge emission spectrometer
  • EPMA electron probe micro analyzer
  • the method of decarburization treatment is not particularly limited, and can be performed by air cooling, for example.
  • decarburization treatment is performed by performing air cooling with appropriately controlled atmosphere, temperature, time, etc., from extraction from a heating device such as a heating furnace used for the above heating to charging into a hot press device. It can be performed. More specifically, air cooling can be performed, for example, at the time of extraction from the heating device, at the time of conveyance from the heating device to the hot press device, and at the time of charging into the hot press device.
  • the air cooling time from the end of heating to the start of hot pressing is 5 seconds or more and 50 seconds or less.
  • the air cooling time is preferably 30 seconds or shorter, more preferably 20 seconds or shorter.
  • the air cooling time can be adjusted, for example, by adjusting the transport time from extraction from the heating device to the press die of the heating press device.
  • the average cooling rate is set to 10 ° C./second or more. If the average cooling rate exceeds 500 ° C./second, it becomes extremely difficult to keep the members soaking, and the strength becomes unstable. Accordingly, the average cooling rate is set to 500 ° C./second or less.
  • the cooling in the hot press is performed by previously setting a steel mold used for forming a heated steel sheet to room temperature or a temperature of about several tens of degrees Celsius, and the steel sheet comes into contact with the mold. . Therefore, the average cooling rate can be controlled by, for example, a change in heat capacity accompanying a change in the dimensions of the mold.
  • the average cooling rate can also be controlled by changing the material of the mold to a different metal (such as Cu).
  • the average cooling rate can also be controlled by using a water-cooled mold and changing the amount of cooling water flowing through the mold.
  • the average cooling rate can also be controlled by forming a plurality of grooves in the mold in advance and passing water through the grooves during hot pressing.
  • the average cooling rate can also be controlled by raising the hot press machine in the middle of hot pressing and flowing water during that time.
  • the average cooling rate can also be controlled by adjusting the mold clearance and changing the contact area of the mold with the steel plate.
  • the following three types can be mentioned.
  • the cooling rate may be increased by increasing the amount of water according to the temperature.
  • the form of molding in the hot press in this embodiment is not particularly limited.
  • Examples of the form of molding include bending, drawing, overhang molding, hole expansion molding, and flange molding. What is necessary is just to select the form of shaping
  • molding suitably with the kind of target steel plate member.
  • Representative examples of the steel plate member include a door guard bar and a bumper reinforcement which are reinforcing parts for automobiles.
  • hot forming is not limited to hot pressing as long as the steel sheet can be cooled simultaneously with or immediately after forming. For example, roll forming may be performed as hot forming.
  • the steel sheet member according to the present embodiment can be manufactured by performing such a series of treatments on the predetermined hot-press steel sheet. That is, a hot-pressed steel sheet member having a desired steel structure and a tensile strength of 980 MPa and having excellent ductility and bendability can be obtained.
  • ductility can be evaluated by the total elongation (EL) of the tensile test, and in this embodiment, the total elongation of the tensile test is preferably 12% or more. The total elongation is more preferably 14% or more.
  • the bendability can be evaluated by the limit bending radius of a V-bending test with a tip angle of 90 °. In this embodiment, when the thickness of a hot-pressed steel sheet member is expressed as t, this limit bending radius is It is preferably 5 ⁇ t or less.
  • ⁇ Shot blasting may be performed after hot pressing and cooling.
  • the scale can be removed by shot blasting. Shot blasting also has the effect of introducing compressive stress into the surface of the steel sheet member, so that delayed fracture is suppressed and fatigue strength is improved.
  • the hot press steel sheet is heated to a temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less to cause austenite transformation to some extent. Molding is performed. Therefore, the mechanical properties of the steel sheet for hot pressing at room temperature before heating are not important.
  • the steel plate member according to the present embodiment can also be manufactured through hot pressing with pre-forming.
  • the hot-press steel plate is pre-formed by pressing it with a mold having a predetermined shape, and is put into the same mold and pressed.
  • a hot-pressed steel sheet member may be produced by applying pressure and quenching.
  • the type of steel sheet for hot pressing and its steel structure are not limited, but it is preferable to use a steel sheet having as low strength and ductility as possible in order to facilitate pre-forming.
  • the tensile strength is preferably 700 MPa or less.
  • the full hard steel plate used in this experiment is a steel plate obtained by cold rolling a hot rolled steel plate having a thickness of 3.6 mm, and is not annealed after cold rolling.
  • the numerical value (unit:%) in the column of “Ferrite area ratio” in Table 2 indicates the ferrite area ratio in the region from the surface of the steel sheet to 100 ⁇ m.
  • the numerical value (unit:%) in the column of “perlite area ratio” in Table 2 indicates the area ratio of pearlite having an average particle diameter of 5 ⁇ m or more in a region excluding the region from the surface to a depth of 100 ⁇ m.
  • These area ratios are average values of values calculated by performing an image analysis of an electron microscope observation image of a cross section orthogonal to the rolling direction and a cross section orthogonal to the sheet width direction (direction orthogonal to the rolling direction). .
  • the steel sheet After producing the steel sheet to be subjected to heat treatment, the steel sheet was heated under the conditions shown in Table 2 in a gas heating furnace with an air-fuel ratio of 0.9.
  • Heating time indicates the time from when the temperature of the steel sheet reaches 720 ° C. after the steel sheet is inserted into the gas heating furnace until the steel sheet is removed from the gas heating furnace.
  • heating temperature indicates not the temperature of the steel sheet but the temperature in the gas heating furnace.
  • the steel plate was taken out from the gas heating furnace, the steel plate was decarburized by air cooling, the steel plate was hot pressed, and the steel plate was cooled. In the hot press, a flat steel mold was used. That is, no molding was performed.
  • test steel plates 28 kinds of test materials (test steel plates) were produced.
  • test material steel plate for test
  • hot-pressed steel plate the test material (steel plate for test) may be referred to as “hot-pressed steel plate”.
  • the area ratio of ferrite in the surface layer part, the area ratio of ferrite in the inner layer part, and the area ratio of martensite in the inner layer part were determined for each of these steel sheets. These area ratios are average values of values calculated by performing an image analysis of an electron microscope observation image of a cross section orthogonal to the rolling direction and a cross section orthogonal to the sheet width direction (direction orthogonal to the rolling direction). .
  • the region from the surface of the steel plate to a depth of 15 ⁇ m was observed.
  • the observation was performed at a 1/4 depth position.
  • Table 3 shows the ratio of the area ratio of ferrite in the surface layer portion to the area ratio of ferrite in the inner layer portion, and the area ratio of ferrite and martensite in the inner layer portion.
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • evaluation of bendability were performed.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was taken from each steel plate in a direction perpendicular to the rolling direction and subjected to a tensile test.
  • a test piece (30 mm ⁇ 60 mm) was sampled from each steel plate so that the bending ridge line was in the rolling direction, and a V-bending test was performed with a tip angle of 90 ° and a tip radius of 10 mm.
  • the hot-pressed steel sheet is hot-pressed using a flat steel mold, but not hot-pressed.
  • the mechanical properties of the hot-pressed steel sheet reflect the mechanical properties of the hot-pressed steel sheet member produced by receiving a thermal history similar to that of the hot press of this experiment during forming. That is, regardless of the presence or absence of forming during hot pressing, if the thermal history is substantially the same, the subsequent mechanical properties are also substantially the same.
  • the test sample No. 2, no. 6, no. 8-No. 10, no. 12-No. 14, no. 16, no. 18, no. 22, no. 23, no. 26, and no. No. 27 showed excellent ductility and bendability. From this, it can be seen that the present invention exhibits an excellent effect regardless of whether the steel sheet for hot pressing is a full hard steel sheet, a cold-rolled steel sheet, a hot-rolled steel sheet, or a hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet.
  • specimen No. No. 1 had poor ductility because the chemical composition was outside the scope of the present invention.
  • Specimen No. In No. 4 since the manufacturing conditions were outside the scope of the present invention and the steel structure after hot pressing was also outside the scope of the present invention, the bendability was poor.
  • Specimen No. 21 had a chemical composition outside the range of the present invention, and thus a tensile strength of 980 MPa or more was not obtained after cooling (after quenching).
  • Specimen No. 24 the manufacturing conditions were outside the scope of the present invention, and the steel structure after hot pressing was also outside the scope of the present invention, so the ductility was poor.
  • Specimen No. 25 had poor bendability because the chemical composition was outside the scope of the present invention.
  • Specimen No. In No. 28 the chemical composition was outside the scope of the present invention, and the steel structure after hot pressing was also outside the scope of the present invention, so the ductility was poor.
  • sample No. which is a comparative example. 17 the ratio of the area ratio of the ferrite in the surface layer portion to the area ratio of the ferrite in the inner layer portion was less than 1.20, but the bendability was good, but this had a tensile strength (TS) of 591 MPa. This is because it is very low.
  • TS tensile strength
  • the present invention can be used, for example, in the manufacturing industry and the use industry of body structure parts of automobiles in which excellent collision characteristics are regarded as important.
  • the present invention can also be used in other industries such as manufacturing and using industries of machine structural parts.

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Abstract

　熱間プレス鋼板部材は所定の化学組成を有し、更に、表面から深さ１５μｍまでの表層部におけるフェライトの面積率が、表層部を除いた部位である内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍超であり、内層部が、面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有する。熱間プレス鋼板部材の引張強度は９８０ＭＰａ以上である。

Description

熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板
　本発明は、機械構造部品等に使用される熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板に関する。
　自動車の軽量化のため、車体に使用する鋼材の高強度化を図り、鋼材の使用重量を減ずる努力が進められている。自動車に広く使用される薄鋼板においては、一般的に、強度の増加に伴い、プレス成形性が低下し、複雑な形状の部品を製造することが困難になる。例えば、延性の低下に伴って加工度が高い部位が破断したり、スプリングバックが大きくなって寸法精度が劣化したりする。したがって、高強度鋼板、特に、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板をプレス成形することによって部品を製造することは困難である。プレス成形ではなく、ロール成形によれば、高強度の鋼板を加工しやすいが、その適用先は長手方向に一様な断面を有する部品に限定される。
　高強度鋼板において高い成形性を得ることを目的とした熱間プレスとよばれる方法が特許文献１及び２に記載されている。熱間プレスによれば、高強度鋼板を高い精度で成形し、高強度の熱間プレス鋼板部材を得ることができる。
　その一方で、熱間プレス鋼板部材には、自動車に用いられた場合の衝突特性の向上も求められてきている。衝突特性は、延性の向上によりある程度向上することができる。しかし、特許文献１及び２に記載された方法で得られる鋼板の鋼組織は実質的にマルテンサイト単相であり、延性を向上させることは困難である。
　また、特許文献３～５に延性の向上を目的とした高強度の熱間プレス鋼板部材が記載されているが、これら従来の熱間プレス鋼板部材によっても十分な衝突特性を得ることは困難である。特許文献６～８にも熱間プレスに関する技術が記載されているが、これらによっても十分な衝突特性を得ることは困難である。
英国特許公報１４９０５３５号 特開平１０－９６０３１号公報 特開２０１０－６５２９２号公報 特開２００７－１６２９６号公報 特開２００５－３２９４４９号公報 特開２００６－１０４５４６号公報 特開２００６－２６５５６８号公報 特開２００７－１５４２５８号公報
　本発明は、高い強度を有しながら、優れた衝突特性を得ることができる熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板を提供することを目的とする。
　本願発明者は、延性の向上を目的とした従来の高強度熱間プレス鋼板部材によっても優れた衝突性能を得ることが困難な原因について検討した。この結果、衝突性能の向上には、延性の向上だけでなく曲げ性の向上も重要であることが明らかになった。曲げ性もが重要なのは、衝突時に熱間プレス鋼板部材に極度の塑性変形が生じて、熱間プレス鋼板部材の表層部が厳しい曲げ変形を受けることがあるためである。曲げ性の重要度が、引張強度が９８０ＭＰａ以上の場合に顕在化することも明らかになった。
　本願発明者は、このような知見に基づいて鋭意検討を重ねた結果、所定量のＣ及びＭｎを含み、更にＳｉを比較的多めに含む化学組成を有し、所定の鋼組織を備えた熱間プレス用鋼板を、適切な条件下の脱炭処理等で処理することにより、鋼組織がフェライト及びマルテンサイトを含む複相組織であり、表層部のフェライトの面積率が内層部に比して高められた熱間プレス鋼板部材が得られることを見出した。本願発明者は、更に、この熱間プレス鋼板部材が、９８０ＭＰａ以上という高い引張強度を有し、優れた延性及び曲げ性をも有することも見出した。そして、本願発明者は、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ　：０．１０％～０．３４％、
　Ｓｉ：０．５％～２．０％、
　Ｍｎ：１．０％～３．０％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、
　Ｐ　：０．０５％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ｎ　：０．０１％以下、
　Ｔｉ：０％～０．２０％、
　Ｎｂ：０％～０．２０％、
　Ｖ　：０％～０．２０％、
　Ｃｒ：０％～１．０％、
　Ｍｏ：０％～１．０％、
　Ｃｕ：０％～１．０％、
　Ｎｉ：０％～１．０％、
　Ｃａ：０％～０．０１％、
　Ｍｇ：０％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
　Ｚｒ：０％～０．０１％、
　Ｂ　：０％～０．０１％、
　Ｂｉ：０％～０．０１％、
　残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
　表面から深さ１５μｍまでの表層部におけるフェライトの面積率が、前記表層部を除いた部位である内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍超であり、前記内層部が、面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有し、
　引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間プレス鋼板部材。
　（２）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｔｉ：０．００３％～０．２０％、
　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
　Ｍｏ：０．００５％～１．０％、
　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の熱間プレス鋼板部材。
　（３）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の熱間プレス鋼板部材。
　（４）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の熱間プレス鋼板部材。
　（５）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の熱間プレス鋼板部材。
　（６）
　質量％で、
　Ｃ　：０．１１％～０．３５％、
　Ｓｉ：０．５％～２．０％、
　Ｍｎ：１．０％～３．０％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、
　Ｐ　：０．０５％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ｎ　：０．０１％以下、
　Ｔｉ：０％～０．２０％、
　Ｎｂ：０％～０．２０％、
　Ｖ　：０％～０．２０％、
　Ｃｒ：０％～１．０％、
　Ｍｏ：０％～１．０％、
　Ｃｕ：０％～１．０％、
　Ｎｉ：０％～１．０％、
　Ｃａ：０％～０．０１％、
　Ｍｇ：０％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
　Ｚｒ：０％～０．０１％、
　Ｂ　：０％～０．０１％、
　Ｂｉ：０％～０．０１％、
　残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
　厚さが３０μｍ以下の内部酸化層を有し、
　表面から深さ１００μｍまでの領域におけるフェライトの面積率が３０％～９０％、表面から深さ１００μｍまでの領域を除く領域における平均粒径が５μｍ以上のパーライトの面積率が１０％～７０％の鋼組織を有することを特徴とする熱間プレス用鋼板。
　（７）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｔｉ：０．００３％～０．２０％、
　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
　Ｍｏ：０．００５％～１．０％、
　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（６）に記載の熱間プレス用鋼板。
　（８）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（６）又は（７）に記載の熱間プレス用鋼板。
　（９）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする（６）～（８）のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
　（１０）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする（６）～（９）のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
　（１１）
　（６）～（１０）のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板を、７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域に加熱する工程と、
　前記加熱の後に、前記熱間プレス用鋼板の表面におけるＣ含有量を０．０００５質量％～０．０１５質量％減じる脱炭処理を行う工程と、
　前記脱炭処理の後に、熱間プレスを行い、１０℃／秒～５００℃／秒の平均冷却速度でＭｓ点まで冷却する工程と、
　を有することを特徴とする熱間プレス鋼板部材の製造方法。
　（１２）
　前記脱炭処理を行う工程は、５秒間～５０秒間の空冷を行う工程を有することを特徴とする（１１）に記載の熱間プレス鋼板部材の製造方法。
　本発明によれば、高い引張強度を得ながら優れた衝突特性を得ることができる。特に、本発明に係る熱間プレス鋼板部材が自動車のボディー構造部品に使用された場合には、極度の塑性変形が生じる衝突が生じたとしても、表層部の曲げ変形に伴って衝撃を吸収することができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。本発明の実施形態は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の熱間プレス鋼板部材に関する。
　先ず、本発明の実施形態に係る熱間プレス鋼板部材（以下、「鋼板部材」ということがある）及びその製造に用いる熱間プレス用鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼板部材又は熱間プレス用鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
　本実施形態に係る鋼板部材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１０％～０．３４％、Ｓｉ：０．５％～２．０％、Ｍｎ：１．０％～３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０％～０．２０％、Ｎｂ：０％～０．２０％、Ｖ：０％～０．２０％、Ｃｒ：０％～１．０％、Ｍｏ：０％～１．０％、Ｃｕ：０％～１．０％、Ｎｉ：０％～１．０％、Ｃａ：０％～０．０１％、Ｍｇ：０％～０．０１％、ＲＥＭ：０％～０．０１％、Ｚｒ：０％～０．０１％、Ｂ：０％～０．０１％、Ｂｉ：０％～０．０１％、残部：Ｆｅ及び不純物で表される。本実施形態に係る鋼板部材の製造に用いられる熱間プレス用鋼板の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１１％～０．３５％、Ｓｉ：０．５％～２．０％、Ｍｎ：１．０％～３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０％～０．２０％、Ｎｂ：０％～０．２０％、Ｖ：０％～０．２０％、Ｃｒ：０％～１．０％、Ｍｏ：０％～１．０％、Ｃｕ：０％～１．０％、Ｎｉ：０％～１．０％、Ｃａ：０％～０．０１％、Ｍｇ：０％～０．０１％、ＲＥＭ：０％～０．０１％、Ｚｒ：０％～０．０１％、Ｂ：０％～０．０１％、Ｂｉ：０％～０．０１％、残部：Ｆｅ及び不純物で表される。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（熱間プレス用鋼板部材のＣ：０．１０％～０．３４％、熱間プレス用鋼板のＣ：０．１１％～０．３５％）
　Ｃは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ鋼板部材の強度を主に決定する非常に重要な元素である。鋼板部材のＣ含有量が０．１０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。従って、鋼板部材のＣ含有量は０．１０％以上とする。鋼板部材のＣ含有量が０．３４％超では、曲げ性及び溶接性の低下が顕著である。従って、鋼板部材のＣ含有量は０．３４％以下とする。熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延及び冷間圧延における生産性の観点から、熱間プレス用鋼板のＣ含有量は好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。後述のように、熱間プレス鋼板部材の製造の際に熱間プレス用鋼板の脱炭処理が行われるため、熱間プレス用鋼板にはその分だけ多くＣが含有され、そのＣ含有量は０．１１％以上０．３５％以下とする。
　（Ｓｉ：０．５％～２．０％）
　Ｓｉは、鋼板部材の延性の向上及び鋼板部材の強度の安定した確保に非常に効果のある元素である。Ｓｉ含有量が０．５％未満では、上記作用を得ることが困難である。従って、Ｓｉ含有量は０．５％以上とする。Ｓｉ含有量が２．０％超では、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となるうえに、めっき濡れ性の低下が著しくなり、不めっきが多発する。従って、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。溶接性を向上させる観点から、Ｓｉ含有量は好ましくは０．７％以上である。鋼板部材の表面欠陥を抑える観点から、Ｓｉ含有量は好ましくは１．８％以下である。
　（Ｍｎ：１．０％～３．０％）
　Ｍｎは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性の向上及び鋼板部材の強度の確保に非常に効果のある元素である。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、鋼板部材に９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが非常に困難である。従って、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。上記作用をより確実に得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは１．１％以上である。Ｍｎ含有量が３．０％超では、鋼板部材の鋼組織が顕著なバンド状になり、曲げ性の劣化が顕著になる。従って、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延及び冷間圧延における生産性の観点から、Ｍｎ含有量は好ましくは２．５％以下である。
　（ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）：０．００１％～１．０％）
　Ａｌは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記作用を得ることが困難である。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。上記作用をより確実に得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは０．０１５％以上である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加し、表面性状の劣化が著しくなる。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする。より良好な表面性状を得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは０．０８０％以下である。
　（Ｐ：０．０５％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．０５％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。より良好な溶接性を確保するために、Ｐ含有量は好ましくは０．０１８％以下である。その一方で、Ｐは、固溶強化により鋼の強度を高める作用を有する。この作用を得るために、０．００３％以上のＰが含有されていてもよい。
　（Ｓ：０．０１％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。より良好な溶接性を確保するために、Ｓ含有量は好ましくは０．００３％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
　（Ｎ：０．０１％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特にＮ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。より良好な溶接性を確保するために、Ｎ含有量は好ましくは０．００６％以下である。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｂ、及びＢｉは、必須元素ではなく、鋼板部材及び熱間プレス用鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｔｉ：０％～０．２０％、Ｎｂ：０％～０．２０％、Ｖ：０％～０．２０％、Ｃｒ：０％～１．０％、Ｍｏ：０％～１．０％、Ｃｕ：０％～１．０％、Ｎｉ：０％～１．０％）
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、及びＮｉは、いずれも鋼板部材の強度の安定した確保に効果のある元素である。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は２種以上が含有されていてもよい。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶについては、いずれかの含有量が０．２０％超であると、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延及び冷間圧延が困難になるだけでなく、逆に、強度を安定して確保することが困難になる。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、及びＶ含有量は、いずれも０．２０％以下とする。Ｃｒ及びＭｏについては、いずれかの含有量が１．０％超であると、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量は、いずれも１．０％以下とする。Ｃｕ及びＮｉについては、いずれかの含有量が１．０％であると、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となるうえに、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量は、いずれも１．０％以下とする。鋼板部材の強度の安定した確保のために、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、及びＶ含有量は、いずれも好ましくは０．００３％以上であり、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量、及びＮｉ含有量は、いずれも好ましくは０．００５％以上である。つまり、「Ｔｉ：０．００３％～０．２０％」、「Ｎｂ：０．００３％～０．２０％」、「Ｖ：０．００３％～０．２０％」、「Ｃｒ：０．００５％～１．０％」、「Ｍｏ：０．００５％～１．０％」、「Ｃｕ：０．００５％～１．０％」、及び「Ｎｉ：０．００５％～１．０％」のうちの少なくとも一つが満たされることが好ましい。
　（Ｃａ：０％～０．０１％、Ｍｇ：０％～０．０１％、ＲＥＭ：０％～０．０１％、Ｚｒ：０％～０．０１％）
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、及びＺｒは、いずれも介在物の制御、特に、介在物の微細分散化に寄与し、低温靭性を高める作用を有する元素である。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は２種以上が含有されていてもよい。しかし、いずれかの含有量が０．０１％超であると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。従って、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量、及びＺｒ含有量は、いずれも０．０１％以下とする。低温靭性の向上のために、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量、及びＺｒ含有量は、いずれも好ましくは０．０００３％以上である。つまり、「Ｃａ：０．０００３％～０．０１％」、「Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％」、「ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％」、及び「Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％」のうちの少なくとも一つが満たされることが好ましい。
　ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
　（Ｂ：０％～０．０１％）
　Ｂは、鋼板の低温靭性を高める作用を有する元素である。従って、Ｂが含有されていてもよい。しかし、Ｂ含有量が０．０１％超であると、熱間加工性が劣化して、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延が困難になる。従って、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。低温靭性の向上のために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００３％以上である。つまり、Ｂ含有量は０．０００３％～０．０１％であることが好ましい。
　（Ｂｉ：０％～０．０１％）
　Ｂｉは、鋼組織を均一にし、鋼板の低温靭性を高める作用を有する元素である。従って、Ｂｉが含有されていてもよい。しかし、Ｂｉ含有量が０．０１％超であると、熱間加工性が劣化して、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延が困難になる。従って、Ｂｉ含有量は０．０１％以下とする。低温靭性の向上のために、Ｂｉ含有量は好ましくは０．０００３％以上である。つまり、Ｂｉ含有量は０．０００３％～０．０１％であることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る鋼板部材の鋼組織について説明する。この鋼板部材は、表面から深さ１５μｍまでの表層部におけるフェライトの面積率が、表層部を除いた部位である内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍超であり、内層部が、面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有している。鋼板部材の表層部とは、表面から深さ１５μｍまでの表面部位を意味し、内層部とは、この表層部を除いた部位を意味する。つまり、内層部は、鋼板部材の表層部以外の部分である。内層部の鋼組織に関する数値は、例えば内層部の厚さ方向全体の平均値であるが、鋼板部材の表面からの深さが鋼板部材の厚さの１／４である地点（以下、この地点を「１／４深さ位置」ということがある）での鋼組織に関する数値で代表することができる。例えば、鋼板部材の厚さが２．０ｍｍであれば、表面からの深さが０．５０ｍｍの地点での数値で代表することができる。これは、１／４深さ位置での鋼組織が、鋼板部材の厚さ方向における平均的な鋼組織を示すからである。そこで、本発明では、１／４深さ位置で測定されたフェライトの面積率及びマルテンサイトの面積率を、それぞれ内層部におけるフェライトの面積率及びマルテンサイトの面積率とする。
　（表層部におけるフェライトの面積率：内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍超）
　内層部におけるフェライトの面積率よりも表層部におけるフェライトの面積率を高めることにより、表層部が延性に富むようになり、９８０ＭＰａ以上という高い引張強度を有する場合であっても、優れた延性及び曲げ性を得ることができる。表層部におけるフェライトの面積率が内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍以下では、微小なクラックが表層部に発生しやすくなり、十分な曲げ性を得ることができない。従って、表層部におけるフェライトの面積率は内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍超とする。
　（内層部におけるフェライトの面積率：１０％～７０％）
　内層部に適量のフェライトを存在させることにより、良好な延性を得ることができる。内層部におけるフェライトの面積率が１０％未満では、フェライトの殆どが孤立し、良好な延性を得ることができない。従って、内層部におけるフェライトの面積率は１０％以上とする。内層部におけるフェライトの面積率が７０％超では、強化相であるマルテンサイトを十分に確保できなくなり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。従って、内層部におけるフェライトの面積率は７０％以下とする。
　（内層部におけるマルテンサイトの面積率：３０％～９０％）
　内層部に適量のマルテンサイトを存在させることにより、高い強度を得ることができる。内層部におけるマルテンサイトの面積率が３０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。従って、内層部におけるマルテンサイトの面積率は３０％以上とする。内層部におけるマルテンサイトの面積率が９０％超では、フェライトの面積率が１０％未満となり、上述したように、良好な延性を得ることができない。従って、内層部におけるマルテンサイトの面積率は９０％以下とする。
　（内層部におけるフェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％）
　本実施形態に係る熱間プレス鋼板部材の内層部は、フェライト及びマルテンサイトからなること、つまり、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率が１００％であることが好ましい。しかし、製造条件によっては、フェライト及びマルテンサイト以外の相又は組織として、ベイナイト、残留オーステナイト、セメンタイト、及びパーライトからなる群から選択された１種又は２種以上が含まれることもある。この場合、フェライト及びマルテンサイト以外の相又は組織の面積率が１０％超であると、これらの相又は組織の影響により、目的とする特性が得られないことがある。従って、内層部におけるフェライト及びマルテンサイト以外の相又は組織の面積率は１０％以下とする。すなわち、内層部におけるフェライト及びマルテンサイトの合計面積率は９０％以上とする。
　以上の鋼組織における各相の面積率の測定方法としては、当業者に周知の方法を採用することができる。これらの面積率は、例えば、圧延方向に直交する断面において測定された値及び板幅方向（圧延方向に直交する方向）に直交する断面において測定された値の平均値として求められる。つまり、例えば、２断面において測定された面積率の平均値として求められる。
　このような鋼板部材は、所定の熱間プレス用鋼板を所定の条件下で処理することにより製造することができる。
　ここで、本実施形態に係る鋼板部材の製造に用いる熱間プレス用鋼板の鋼組織等について説明する。この熱間プレス用鋼板は、厚さが３０μｍ以下の内部酸化層を有し、表面から深さ１００μｍまでの領域におけるフェライトの面積率が３０％～９０％、表面から深さ１００μｍまでの領域を除く領域における平均粒径が５μｍ以上のパーライトの面積率が１０％～７０％の鋼組織を有している。
　（内部酸化層の厚さ：３０μｍ以下）
　内部酸化層が厚いほど鋼板部材の曲げ性が低下し、内部酸化層の厚さが３０μｍ超でこの曲げ性の低下が顕著である。従って、内部酸化層の厚さは３０μｍ以下とする。例えば、内部酸化層は電子顕微鏡で観察することができ、内部酸化層の厚さは電子顕微鏡で測定することができる。
　（表面から深さ１００μｍまでの領域におけるフェライトの面積率：３０％～９０％）
　表面から深さ１００μｍまでの領域におけるフェライトは、鋼板部材の表層部におけるフェライトの確保に寄与する。この領域におけるフェライトの面積率が３０％未満では、鋼板部材の表層部におけるフェライトの面積率を内層部における面積率の１．２０倍超とすることが困難である。従って、表面から深さ１００μｍまでの領域におけるフェライトの面積率は３０％以上とする。この領域におけるフェライトの面積率が９０％超では、鋼板部材の内層部におけるフェライトの面積率を７０％以下とすることが困難である。従って、表面から深さ１００μｍまでの領域におけるフェライトの面積率は９０％以下とする。
　（表面から深さ１００μｍまでの領域を除く領域における平均粒径が５μｍ以上のパーライトの面積率：１０％～７０％）
　表面から深さ１００μｍまでの領域を除く領域における平均粒径が５μｍ以上のパーライトは、鋼板部材の内層部におけるマルテンサイトの生成に寄与する。この領域における平均粒径が５μｍ以上のパーライトの面積率が１０％未満では、鋼板部材の内層部におけるマルテンサイトの面積率を３０％以上とすることが困難である。従って、このパーライトの面積率は１０％以上とする。この領域における平均粒径が５μｍ以上のパーライトの面積率が７０％超では、鋼板部材の内層部におけるマルテンサイトの面積率を９０％以下とすることが困難である。従って、このパーライトの面積率は７０％以下とする。なお、このパーライトの面積率は熱間プレス用鋼板のＣ含有量の影響を受けやすく、パーライトの面積率が７０％超の場合、その製造に用いた熱間プレス用鋼板のＣ含有量が０．３５％超となっていることが多い。従って、表面から深さ１００μｍまでの領域を除く領域における平均粒径が５μｍ以上のパーライトの面積率を７０％以下とするためには、例えばＣ含有量が０．３５％以下の熱間プレス用鋼板を用いることが効果的である。ここで、パーライトの平均粒径とは、パーライト粒の圧延方向の直径と板幅方向（圧延方向に直交する方向）の直径との平均値を意味する。
　熱間プレス用鋼板としては、例えば、熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板等を用いることができる。例えば、上記の鋼組織を有する熱延鋼板は、８５０℃以上で仕上圧延を完了し、７２０℃から６５０℃の範囲に１０秒間以上保持したのち、６００℃以上の温度域で巻き取る熱間圧延により製造することができる。例えば、上記鋼組織を有する冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき冷延鋼板は、冷間圧延後に、露点を－１０℃以上とする窒素及び水素の混合ガスの雰囲気中で、７２０℃以上８５０℃以下の温度域に加熱する焼鈍を経て製造することができる。
　次に、本実施形態に係る鋼板部材の製造方法、つまり、熱間プレス用鋼板を処理する方法について説明する。この熱間プレス用鋼板の処理では、この熱間プレス用鋼板を７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域に加熱し、この加熱の後に、熱間プレス用鋼板の表面におけるＣ含有量を０．０００５質量％～０．０１５質量％減じる脱炭処理を行い、この脱炭処理の後に、熱間プレスを行い、１０℃／秒～５００℃／秒の平均冷却速度でＭｓ点まで冷却する。
　（熱間プレス用鋼板の加熱温度：７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域）
　熱間プレスに供する鋼板、つまり熱間プレス用鋼板の加熱は、７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域において行う。Ａｃ３点は、下記実験式（ｉ）により規定されるオーステナイト単相になる温度（単位：℃）である。
　Ac3=910-203×(C0.5)-15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo-30×Mn
　　　-11×Cr-20×Cu+700×P+400×Al+50×Ti　　・・・　　（ｉ）
　ここで、上記式中における元素記号は、鋼板の化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
　加熱温度が７２０℃未満では、セメンタイトの固溶に伴うオーステナイトの生成が困難又は不十分であり、鋼板部材の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることが困難である。従って、加熱温度は７２０℃以上とする。加熱温度がＡｃ３点超であると、鋼板部材の鋼組織がマルテンサイト単相となり、延性の劣化が顕著となる。従って、加熱温度はＡｃ３点以下とする。
　７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域までの加熱速度及び上記温度域に保持する加熱時間は特に限定されないが、それぞれ以下の範囲にすることが好ましい。
　７２０℃以上Ａｃ３点下の温度域までの加熱における平均加熱速度は、０．２℃／秒以上１００℃／秒以下とすることが好ましい。平均加熱速度を０．２℃／秒以上とすることにより、より高い生産性を確保することが可能となる。また、上記平均加熱速度を１００℃／秒以下とすることにより、通常の炉を用いて加熱する場合において、加熱温度の制御が容易となる。
　７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域における加熱時間は１分間以上１０分間以下とすることが好ましい。ここで、加熱時間とは、鋼板の温度が７２０℃に到達した時から加熱終了時までの時間である。加熱終了時とは、具体的には、炉加熱の場合には鋼板が加熱炉から取り出された時であり、通電加熱又は誘導加熱の場合には通電等を終了した時である。加熱時間を１分間以上とすることにより、加熱中の脱炭によって、表層部にフェライトが形成されやすくなり、表層部におけるフェライトの面積率が、内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍超となりやすい。上記作用をより確実に得るために、加熱時間を４分間以上とすることがより好ましい。加熱時間を１０分間以下とすることにより、鋼板部材の鋼組織をより微細にすることができるので、鋼板部材の低温靭性が一層向上する。
　（脱炭処理における脱炭の量：０．０００５質量％～０．０１５質量％）
　脱炭処理により、鋼板部材の表層部となる部分に内層部となる部分よりもフェライトが形成されやすくなる。脱炭の量が０．０００５質量％未満では、上記作用を十分に得ることができず、表層部におけるフェライトの面積率を内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍超とすることが困難である。従って、脱炭の量は０．０００５質量％以上とする。脱炭の量が０．０１５質量％超では、脱炭処理中にベイナイト変態が生じて鋼板部材に十分な量のマルテンサイトを確保すること、つまり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。従って、脱炭の量は０．０１５質量％以下とする。脱炭の量は、例えば、グロー放電発光分光分析装置（ＧＤＳ：glow discharge spectroscope）又は電子線マイクロ分析装置（ＥＰＭＡ：electron probe micro analyzer）を用いて測定することができる。つまり、脱炭処理の前後で熱間プレス用鋼板の表面の分析を行い、その結果を比較すれば脱炭の量を求めることができる。
　脱炭処理の方法は特に限定されず、例えば、空冷により行うことができる。例えば、上記の加熱に用いた加熱炉等の加熱装置からの抽出から熱間プレス装置への投入までの間に、雰囲気、温度、及び時間等を適切に制御した空冷を行うことにより脱炭処理を行うことができる。より具体的には、空冷は、例えば、加熱装置からの抽出時、加熱装置から熱間プレス装置までの搬送時、及び熱間プレス装置への投入時に行うことができる。
　そして、このような空冷を行う場合には、加熱の終了から熱間プレスの開始までの間の空冷時間は５秒間以上５０秒間以下とすることが好ましい。空冷時間を５秒間以上とすることにより、十分な脱炭処理を行うことができ、容易に、表層部におけるフェライトの面積率を内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍超とすることができる。空冷時間を５０秒間以下とすることにより、ベイナイト変態の進行を抑制し、強化相であるマルテンサイトの面積率の確保が容易となり、熱間プレス鋼板部材の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることが容易になる。上記作用をより確実に得るために、空冷時間は好ましくは３０秒間以下であり、より好ましくは２０秒間以下である。
　空冷時間の調整は、例えば、加熱装置からの抽出から加熱プレス装置のプレス金型までの搬送時間の調整により行うことができる。
　（Ｍｓ点までの平均冷却速度：１０℃／秒以上５００℃／秒以下）
　空冷後には、熱間プレスを行い、１０℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度でＭｓ点まで冷却する。平均冷却速度が１０℃／秒未満では、ベイナイト変態等の拡散型変態が過度に進行してしまい、強化相であるマルテンサイトの面積率を確保できなくなり、鋼板部材の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることが困難である。従って、この平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。平均冷却速度が５００℃／秒超では、部材の均熱を保つことが極めて困難となり、強度が安定しなくなる。従って、この平均冷却速度は５００℃／秒以下とする。
　なお、この冷却では、温度が４００℃に到達した以降に、相変態による発熱が非常に大きくなりやすい。このため、４００℃未満の低温域での冷却を、４００℃以上の温度域での冷却と同じ方法で行った場合には、十分な平均冷却速度を確保できないことがある。そこで、４００℃までの冷却よりも４００℃からＭｓ点までの冷却を、より強力に行うことが好ましい。例えば、以下の方法を採用することが好ましい。
　一般的に、熱間プレスにおける冷却は、加熱された鋼板の成形に用いる鋼製の金型を予め常温又は数１０℃程度の温度にしておき、鋼板がこの金型に接触することにより行われる。従って、平均冷却速度は、例えば金型の寸法の変更に伴う熱容量の変化により制御することができる。金型の材料を異種金属（例えばＣｕ等）に変更することによっても平均冷却速度を制御することができる。水冷型の金型を用い、この金型に流す冷却水の量を変化させることによっても平均冷却速度を制御することができる。予め金型に複数の溝を形成しておき、熱間プレス中に溝に水を通すことによっても平均冷却速度を制御することができる。熱間プレスの途中で熱間プレス機を上げ、その間に水を流すことによっても平均冷却速度を制御することができる。金型クリアランスを調整し、金型の鋼板との接触面積を変化させることによっても平均冷却速度を制御することができる。
　４００℃前後でそれ以降の冷却速度を高める方法として、例えば、以下の３種類が挙げられる。
　（ａ）４００℃到達直後に、熱容量の異なる金型又は室温状態の金型に鋼板を移動させる。
　（ｂ）水冷金型を用い、４００℃到達直後に金型中の流水量を増加させる。
　（ｃ）４００℃到達直後に、金型と鋼板との間に水を流す。この方法では、温度に応じて水量を増加させることでより冷却速度を高めてもよい。
　本実施形態における熱間プレスにおける成形の形態は特に制限されない。成形の形態としては、例えば、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴拡げ成形、及びフランジ成形が挙げられる。成形の形態は、目的とする鋼板部材の種類によって適宜選べばよい。鋼板部材の代表例として、自動車用補強部品であるドアガードバー及びバンパーレインフォースメント等が挙げられる。また、成形と同時又は直後に鋼板を冷却することができるのであれば、熱間成形は熱間プレスに限定されない。例えば、熱間成形としてロール成形を行ってもよい。
　このような一連の処理を上記の所定の熱間プレス用鋼板に施すことにより、本実施形態に係る鋼板部材を製造することができる。つまり、所望の鋼組織を有し、引張強度が９８０ＭＰａであり、優れた延性及び曲げ性を備えた熱間プレス鋼板部材を得ることができる。
　例えば、延性は引張試験の全伸び（ＥＬ）によって評価することができ、本実施形態では、引張試験の全伸びが１２％以上あることが好ましい。全伸びはより好ましくは１４％以上である。例えば、曲げ性は先端角度が９０°のＶ曲げ試験の限界曲げ半径によって評価することができ、本実施形態では、熱間プレス鋼板部材の厚さをｔと表したとき、この限界曲げ半径が５×ｔ以下であることが好ましい。
　熱間プレス及び冷却後にショットブラスト処理を行ってもよい。ショットブラスト処理により、スケールを除去することができる。ショットブラスト処理は、鋼板部材の表面に圧縮応力を導入するという効果も有しているため、遅れ破壊が抑制され、疲労強度が向上するという効果も得られる。
　なお、上述の鋼板部材の製造方法では、熱間プレスが予成形を伴わず、熱間プレス用鋼板を７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域に加熱してある程度までオーステナイト変態を生じさせた後に成形が行われる。従って、加熱前の室温における熱間プレス用鋼板の機械的性質は重要ではない。
　本実施形態に係る鋼板部材は、予成形を伴う熱間プレスを経て製造することもできる。例えば、上述の加熱、脱炭処理、冷却の各条件が満たされる範囲で、熱間プレス用鋼板を所定の形状の金型でプレス加工して予成形し、同型の金型に投入し、押さえ圧を加え、急冷することにより、熱間プレス鋼板部材を製造してもよい。この場合も、熱間プレス用鋼板の種類及びその鋼組織は限定されないが、予成形を容易にするために、できるだけ低強度で延性のある鋼板を用いることが好ましい。例えば、引張強度は７００ＭＰａ以下であることが好ましい。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本願発明者が行った実験について説明する。この実験では、先ず、表１に示す化学組成を有する１９種類の鋼材を用いて、表２に示す鋼組織を有する２８種類の熱間プレス用鋼板（熱処理に供する鋼板）を作製した。なお、各鋼材の残部はＦｅ及び不純物である。熱処理に供する鋼板の厚さはいずれも２．０ｍｍとした。表２中の「フルハード」はフルハード鋼板を示し、「めっき鋼板」は片面当たりのめっき付着量が６０ｇ／ｍ２溶融亜鉛めっき冷延鋼板を示す。この実験で用いたフルハード鋼板は、厚さが３．６ｍｍの熱延鋼板を冷間圧延して得られた鋼板であり、冷間圧延後に焼鈍を行っていない。表２中の「フェライトの面積率」の欄の数値（単位：％）は、当該鋼板の表面から１００μｍまでの領域におけるフェライトの面積率を示す。また、表２中の「パーライトの面積率」の欄の数値（単位：％）は、表面から深さ１００μｍまでの領域を除く領域における平均粒径が５μｍ以上のパーライトの面積率を示す。これらの面積率は、圧延方向に直交する断面及び板幅方向（圧延方向に直交する方向）に直交する断面の２断面の電子顕微鏡観察画像の画像解析を行って算出した値の平均値である。
　熱処理に供する鋼板の作製後には、空燃比を０．９としたガス加熱炉内で表２に示す条件で鋼板を加熱した。表２中の「加熱時間」は、ガス加熱炉への鋼板の装入後に鋼板の温度が７２０℃に達した時点から、鋼板をガス加熱炉から取り出すまでの時間を示す。また、表２中の「加熱温度」は鋼板の温度ではなく、ガス加熱炉内の温度を示す。次いで、鋼板をガス加熱炉から取り出し、空冷による鋼板の脱炭処理を行い、鋼板の熱間プレスを行い、鋼板を冷却した。熱間プレスでは、平板の鋼製の金型を用いた。つまり、成形は行わなかった。脱炭処理では、鋼板をガス加熱炉から取り出して金型に入れるまでの間に空冷を行い、この空冷の時間を調整した。鋼板の冷却の際には、鋼板を金型と接触させたまま、表２に示す平均冷却速度でＭｓ点以下である１５０℃まで冷却し、その後に金型から取り出して放冷した。１５０℃までの冷却では、鋼板の温度が１５０℃になるまで金型の周囲を冷却水で冷却するか、又は、常温にした金型を準備しておき、鋼板の温度が１５０℃になるまで、この金型内に鋼板を保持した。１５０℃までの平均冷却速度の測定では、鋼板に予め熱電対を貼付しておき、その温度履歴を解析した。このようにして、２８種類の供試材（供試用鋼板）を作製した。以下、供試材（供試用鋼板）を「熱間プレスした鋼板」ということがある。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　熱間プレスした鋼板を得た後には、これら鋼板の各々について、表層部におけるフェライトの面積率、内層部におけるフェライトの面積率、及び内層部におけるマルテンサイトの面積率を求めた。これらの面積率は、圧延方向に直交する断面及び板幅方向（圧延方向に直交する方向）に直交する断面の２断面の電子顕微鏡観察画像の画像解析を行って算出した値の平均値である。表層部の鋼組織の観察では、鋼板の表面から深さ１５μｍまでの領域の観察を行った。内層部の鋼組織の観察では、１／４深さ位置での観察を行った。表３に、内層部におけるフェライトの面積率に対する表層部におけるフェライトの面積率の比、並びに内層部におけるフェライトの面積率及びマルテンサイトの面積率を示す。
　また、熱間プレスした鋼板の機械的性質も調査した。この調査では、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）の測定、並びに曲げ性の評価を行った。引張強度及び全伸びの測定では、各鋼板から圧延方向に直角の方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行った。曲げ性の評価では、各鋼板から曲げ稜線が圧延方向となるように試験片（３０ｍｍ×６０ｍｍ）を採取し、先端角度が９０°、先端半径が１０ｍｍのＶ曲げ試験を行った。そして、試験後の曲げ部の表面を目視で観察し、割れが認められない場合を良好、割れが認められた場合を不良とした。これらの調査結果も表３に示す。なお、熱間プレスした鋼板には、平板の鋼製金型を用いた熱間プレスが施されているものの、熱間プレス時に成形は施されていない。しかし、この熱間プレスした鋼板の機械的性質は、本実験の熱間プレスと同様の熱履歴を成形時に受けて作製された熱間プレス鋼板部材の機械的性質を反映する。つまり、熱間プレスの際の成形の有無に拘わらず、熱履歴が実質的に同一であれば、その後の機械的性質も実質的に同一になる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、発明例である供試材Ｎｏ．２、Ｎｏ．６、Ｎｏ．８～Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１２～Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２６、及びＮｏ．２７は、優れた延性及び曲げ性を示した。このことから、熱間プレス用鋼板がフルハード鋼板、冷延鋼板、熱延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板のいずれであっても、本発明が優れた効果を示すことがわかる。
　一方、供試材Ｎｏ．１は、化学組成が本発明範囲外であったため、延性が悪かった。供試材Ｎｏ．３、Ｎｏ．１７、及びＮｏ．２０は、製造条件が本発明範囲外であり、熱間プレス後の鋼組織も本発明範囲外であったため、冷却後（焼入れ後）に９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ．４は、製造条件が本発明範囲外であり、熱間プレス後の鋼組織も本発明範囲外であったため、曲げ性が悪かった。供試材Ｎｏ．５及び供試材Ｎｏ．７は、熱処理に供した鋼板の鋼組織が本発明範囲外であり、熱間プレス後の鋼組織も本発明範囲外であったため、冷却後に９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ．１１は、熱処理に供した鋼板の鋼組織が本発明範囲外であったため、曲げ性が悪かった。Ｎｏ．１９は、熱処理に供した鋼板の鋼組織が本発明範囲外であり、熱間プレス後の鋼組織も本発明範囲外であったため、曲げ性が悪かった。供試材Ｎｏ．１５及びＮｏ．２１は、化学組成が本発明範囲外であったため、冷却後（焼入れ後）に９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ．２４は、製造条件が本発明範囲外であり、熱間プレス後の鋼組織も本発明範囲外であったため、延性が悪かった。供試材Ｎｏ．２５は、化学組成が本発明範囲外であったため、曲げ性が悪かった。供試材Ｎｏ．２８は、化学組成が本発明範囲外であり、熱間プレス後の鋼組織も本発明範囲外であったため、延性が悪かった。
　なお、比較例である供試材Ｎｏ．１７では、内層部におけるフェライトの面積率に対する表層部におけるフェライトの面積率の比が１．２０未満であるにもかかわらず曲げ性が良好であったが、これは引張強度（ＴＳ）が５９１ＭＰａと非常に低いためである。
　本発明は、例えば、優れた衝突特性が重要視される自動車のボディー構造部品等の製造産業及び利用産業に利用することができる。本発明は、他の機械構造部品の製造産業及び利用産業等に利用することもできる。

Claims (12)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１０％～０．３４％、
    　Ｓｉ：０．５％～２．０％、
    　Ｍｎ：１．０％～３．０％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０１％以下、
    　Ｎ　：０．０１％以下、
    　Ｔｉ：０％～０．２０％、
    　Ｎｂ：０％～０．２０％、
    　Ｖ　：０％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０％～１．０％、
    　Ｍｏ：０％～１．０％、
    　Ｃｕ：０％～１．０％、
    　Ｎｉ：０％～１．０％、
    　Ｃａ：０％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
    　Ｚｒ：０％～０．０１％、
    　Ｂ　：０％～０．０１％、
    　Ｂｉ：０％～０．０１％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    　表面から深さ１５μｍまでの表層部におけるフェライトの面積率が、前記表層部を除いた部位である内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍超であり、前記内層部が、面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有し、
    　引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間プレス鋼板部材。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００３％～０．２０％、
    　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
    　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
    　Ｍｏ：０．００５％～１．０％、
    　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
    　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間プレス鋼板部材。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
    　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の熱間プレス鋼板部材。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の熱間プレス鋼板部材。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の熱間プレス鋼板部材。
  6. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１１％～０．３５％、
    　Ｓｉ：０．５％～２．０％、
    　Ｍｎ：１．０％～３．０％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０１％以下、
    　Ｎ　：０．０１％以下、
    　Ｔｉ：０％～０．２０％、
    　Ｎｂ：０％～０．２０％、
    　Ｖ　：０％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０％～１．０％、
    　Ｍｏ：０％～１．０％、
    　Ｃｕ：０％～１．０％、
    　Ｎｉ：０％～１．０％、
    　Ｃａ：０％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
    　Ｚｒ：０％～０．０１％、
    　Ｂ　：０％～０．０１％、
    　Ｂｉ：０％～０．０１％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    　厚さが３０μｍ以下の内部酸化層を有し、
    　表面から深さ１００μｍまでの領域におけるフェライトの面積率が３０％～９０％、表面から深さ１００μｍまでの領域を除く領域における平均粒径が５μｍ以上のパーライトの面積率が１０％～７０％の鋼組織を有することを特徴とする熱間プレス用鋼板。
  7. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００３％～０．２０％、
    　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
    　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
    　Ｍｏ：０．００５％～１．０％、
    　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
    　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の熱間プレス用鋼板。
  8. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
    　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６又は７に記載の熱間プレス用鋼板。
  9. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする請求項６乃至８のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板。
  10. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする請求項６乃至９のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板。
  11. 　請求項６乃至１０のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板を、７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域に加熱する工程と、
    　前記加熱の後に、前記熱間プレス用鋼板の表面におけるＣ含有量を０．０００５質量％～０．０１５質量％減じる脱炭処理を行う工程と、
    　前記脱炭処理の後に、熱間プレスを行い、１０℃／秒～５００℃／秒の平均冷却速度でＭｓ点まで冷却する工程と、
    　を有することを特徴とする熱間プレス鋼板部材の製造方法。
  12. 　前記脱炭処理を行う工程は、５秒間～５０秒間の空冷を行う工程を有することを特徴とする請求項１１に記載の熱間プレス鋼板部材の製造方法。
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